JPS6045700B2 - すべり軸受 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、車両等に用いられるすベリ軸受に係り、よ
り詳しくは、高温状態におけるＳｎ粒子の成長および硬
さの低下が少なく、耐疲労性に優れたアルミニウム合金
を備えたすベリ軸受を提供するものである。

従来、自動車エンジンのすベリ軸受としては、主とし
てＡｌ−Ｓｎ系合金が使用されているが、この従来のす
ベリ軸受は、エンジンの高負荷運転が継続したとき等に
短時間で疲労破壊の起ることがあつた。

これはエンジン内のオイルが高負荷連続運転時に特に高
温となり、例えばオイルパン内のオイルの温度は１３０
０Ｃ〜１５００Ｃにも達するため、軸受はそのすベリ面
においてかなり高温度になることが予想され、この結果
従来のＡｌ−Ｓｎ系合金では高温下で硬さが急激に低下
してＳｎの溶融や移動がおこり、このことが疲労強度も
低下することの原因であると考えられる。本発明の発明
者等が硬さの高い合金やＳｎの動きにくい合金をエンジ
ン軸受の形状に加工し、高温油下で動荷重疲労試験を行
なつた結果、疲労強度の向上が認められたことは上記考
察を裏付けている。 また、以上の高温硬さの低下に基
く疲労強度の低下とは別に、従来のＡｌ−Ｓｎ系合金で
は合金組織におけるＳｎ粒子の粗大化も疲労強度の低下
の原因となつている。

すなわち、アルミニウム軸受合金は、Ａｌ−Ｓｎ系合金
を裏金鋼板に圧接して形成するものであるが、両金属の
接着強度を増すために、圧接後これを焼鈍する工程が不
可欠であり、一般的にはこの焼鈍は、Ａｌ−Ｆｅの金属
間化合物の析出する温度（約４７５゜Ｃ）以下で、温度
が高く時間が長い程接着強度が大となる。ところが、従
来のＡｌ−Ｓｎ系合金は焼鈍によつて高温下におかれる
と、合金組織中でＡｌ粒界およびＳｎ粒子の移動が起り
、この結果時間の経過とともにノＳｎ粒子の粗大化が進
行してしまうという欠点があつた。つまり従来のアルミ
ニウム軸受合金では裏金鋼板との接着強度を増すために
焼鈍すれは、Ｂｒ粒子の粗大化を招き、この粗大化はＡ
ｌ−Ｓｎ系合金の疲労強度を低下させる原因となつてい
る。丁 本発明の発明者等は、Ａｌ−Ｓｎ系合金に種々
の添加元素を加えてその高温硬さ、疲労強度についての
改良を進めた結果、既にＡ１にＳｎの他所要量のＣｒま
たはＺｒｌおよびＣｕ等を加えた合金を開発し、特許出
願（特願昭５２−２６（４）号）している。本発明は、
さらに研究を進めた結果、Ｓｎ，ＣｒおよびＣｕ等の他
、ＰｂまたはＩｎを加えると耐疲労性を同等に維持した
まま特になじみ性が向上することを見出してなされたも
のである。本発明の軸受の素材となるＡｌ−Ｓｎ系合金
は、基本的には重量％で１０％〜３０％のＳｎと、０．
１〜１．０％のＣｒと、５％以下のＰｂまたは（および
）Ｉｎ、および残部Ａ１とから構成したことを特徴とす
るもので、従来の軸受に用いられたＡ１−Ｓｎ系合金に
比べＣｒ，Ｐｂ，Ｉｎを加えたことによつてＳｎが微細
化されるとともになじみ性が向上し、加えて硬さが上昇
し、特に高温状態におけるＳｎの移動と成長がほとんど
ないことが認められた。

また高温硬さの低下も少ない。さらに動荷重疲労試験を
行なつたところ、高油温下での疲労強度の向上が確認さ
れた。Ｓｎの含有量を重量％で１０〜３０％に限定した
理由は、Ｓｎは潤滑を主目的として添加される元素であ
るが、これを３０％以上添加するとなじみ性、潤滑性は
向上するが硬さが低下し、これが１０％以下では逆に軸
受合金としては硬くなり過ぎ、なじみ性等に劣るからで
ある。

なお、このＳｎの添加量はＳｎを弧立分散させるために
は従来のＮ−Ｓｎ系合金ては１５％程度が上限とされて
おり、その理由はこれを１５％以上添加すると合金中の
Ｓｎ粒子がＡ１中に弧立して分散できなくなり連続状態
で存在し始めるため、硬さが低下するからとされて−い
たが、本発明では後述する他の元素の添加効果によつて
、これを３０％迄添加した場合でも実用上支障がなくな
つた。また、Ｓｎの添加量を１０〜３０％の範囲でどの
ように定めるかは、用途に応じ適宜決定されるべきもの
であるが、一般的には軸受．に加わる荷重（負荷）の大
なるときはＳｎ量を少なく、荷重の小なるときはＳｎ量
を多くすると良い。また別の観点からは、焼付きが懸念
される状態で使用されるときはＳｎ量を多く、この心配
のないときはＳｎ量を少なくするのが良い。しかし最近
は高油温により軸受が高温になり、これが原因て軸受が
変形し焼付、疲労を起すことが問題であるので、高温で
の変形が少ないという点からＳｎ量を定める必要もある
。Ｃｒは硬さの上昇と高温時の軟化を防ぐ点、および焼
鈍によつてもＳｎ粒子の粗大化を招かないという点につ
いて特に添加効果が高い。

まず硬さの上昇と高温時の軟化防止について述べると、
このＣｒの添加量が重量％で０．１％以下では高温硬さ
の改良は期待できず、１．０％以上添加するとＣｒＡｌ
７等のＡ１−Ｃｒ金属間化合物が析出し過ぎ、軸受合金
としては硬くなり過ぎることから、その添加量を０．１
〜１．０％に限定したものである。この高温硬・さの向
上についてさらに詳述すると、ＣｒはＡｌ中に固溶する
ことによつてＡ１の再結晶温度を下げ、かつ固溶するこ
と自体でＡ１地の硬さを上昇させるが、これと同時に数
回の圧延によつても鋳造時に比して硬さが上昇する。再
結晶温度を上げることはエンジンの軸受がさらされる高
温領域でも安定した機械的性質を維持させるために効果
があり、特に硬さについては、高温下での硬さの低下を
少なくして高温領域での軸受の軟化を防ぐことができ、
ひいては疲労強度の向上をもたらす。また固溶限を過ぎ
て析出するＡ１−Ｃｒの金属間化合物は、ヴイツカース
硬さで約３２０を示し、このためこの化合物が細かく分
散することは高温硬さの維持を助けるのて、これが適量
分散することは良い効果を生ずる。ここに適量の範囲は
、前述のようにＣｒが１．０％以下を意味し、この範囲
てあれば上記析出物は均一かつ微細であつて他に悪影響
を与えることなく硬さの上昇が得られる。次に、Ｃｒ添
加によるＳ畔立子の粗大化阻止効果について述べる。

Ｓｎ粒子の粗大化はＡ１−Ｓｎ系合金が高温下におかれ
た場合Ａ１粒界およびＳｎ粒子の移動が起るために生す
る現象てあるが、Ｃｒは上記のようにＮ−Ｃｒの金属問
化合物の析出物を作り、この析出物がＡ１地金中に細か
く分散して存在するため、この金属間化合物が直接的に
はＮ粒界の移動を妨げ、同時にＡ１結晶粒の成長を妨け
てＳｎ粒子の移動、つまりＳｎ粒子の粗大化を防ぐから
であると考えられる。また、Ｓｎ粒子が微細のまま保持
されてＮ地金中に存在するということは、同時に２２４
゜Ｃという低い融点をもつＳｎ粒子の高温下での溶出現
象を防止するためにも効果的であると考えられ、この鑑
点からしても硬さの低下防止の効果が首肯される。次に
ＰｂまたはＩｎは、Ｓｎ（７）潤滑金属としての性質を
改良するために添加したもので、Ｃｒと一緒に添加した
ときに効果が認められる。

すなわち従来Ａｌ−Ｓｎ系合金の中にこれらの元素を添
加することは考えられ、また一部行なわれているが、こ
れらの添加元素を単独で加えると、Ａｌ−Ｓｎ系合金の
中へ合金化されてしまうためＳｎの融点が低くなつてし
まうという欠点が避けられない。このため従来の軸受に
用いられたＡ１−Ｓｎ系合金に比べて低温でＳｎの溶融
と移動が起こり易くなる結果、Ｓｎが粗大なＳｎ粒に成
長しやすく、これを軸受として使用すると、高負荷運転
が連続したとき部分的に溶融することもありうる。これ
に対し本発明のように、Ｃｒを加えることによつてＳｎ
粒を微細化し、かつその組織を高温でも維持できるよう
にしておくと、ＰｂまたはＩｎを加えても上記のような
弊害は生ぜずにＳｎの潤滑性を改善することができ、高
い疲労強度の必要とされる軸受にも使用可能となり、さ
らに耐疲労性に加えてなじみ性の向上も図ることができ
る。このような効果を得ることのできるＰｂまたはＩｎ
の添加量は５％以下てあり、好ま（７くは含有Ｓｎ量に
対し１５％以下程度がよい。なおＰｂとＩｎを合わせて
５％以下としてもよい。さらにＳｎ．（５ＰｂまたはＩ
ｎの合計添加量は３０％以内がよい。本発明の第二の発
明に係る軸受の素材となる合金は、上記組成に加えてＣ
ｕまたは（および）Ｍｇを重量％で３％以下加えたもの
である。

このうちＣｕを用いる場合にはその添加量を２％以下と
することか好ましい。２．０％以上添加すると硬さは向
上するがＣｕの増加と共に硬いＣｕＡｌ２が析出し軸受
としては好ましくないからてある。

またＭｇについては、これを３％以上添加すると、圧延
による硬さ上昇が大きくなり過ぎて充分な圧延ができな
くなり、このため微細なＳｎ組織を得ることが困難にな
る。また焼鈍時にＮに固溶していたＭｇが析出し、余分
に添加された量は析出してしまうため、固溶によるＡ１
地の強化は期待てきない。このＣｕ（５Ｍｇの上記効果
はＣｒと同時に添加して生ずるものて、ＣｕまたはＭｇ
単独ては高温下ての硬さの上昇の効果が期待できない。
すなわち、ＣｕまたはＭｇはＮ中に添加した場合に圧延
時の硬さの上昇が大きく、同一圧延率でも他の元素を添
加したＡ１材料に比し、硬さの上昇は顕著であるが、２
００′Ｃ近く迄加熱すると容易に軟化し、高温硬さの維
持は期待できない。これに対してＣｒとＣｕまたはＭｇ
を同時に添加すると、ＣｕまたはＭｇの添加効果によつ
て圧延時に高くなつた硬さが、焼鈍をしてもＣｒの添加
効果、すなわち再結晶温度の上昇によりあまり低下しな
い。この硬さは高温時においても保たれ、従来の軸受に
用いられた合金に比べて高温強度のある合金となり、ひ
いては疲労強度の向上にもつながる。なおＣｕ．５Ｍｇ
を同時に添加する場合は、その合計量を３％以内とし、
その内Ｃｕは２％以内とすることが好ましい。上記組成
のＮ軸受合金は、主に車輛用内燃機関のすベリ軸受とし
て使用されるが、この場合裏金鋼板に圧接して用いるの
が普通てあり、この圧接後には接着強度を増すために焼
鈍を行なつている。

ところが前述のように従来のＡ１−Ｓｎ系合金では圧延
後の数回に渡る焼鈍によつて合金組織中のＮ粒界および
Ｓｎ粒子の移動が生じ、Ｓｎ粒子が粗大化するんめ、硬
さの低下、Ｓｎ粒子の溶出等の欠点が生じていた。これ
に対し本発明では、圧延、焼鈍の工程から生じるＡ１−
Ｃｒ金属間化合物の析出物がＡ１粒界の移動を妨げると
もにＡ１結晶粒の成長を阻止するので、焼鈍による上記
悪影響の生ずることがなく、このため焼鈍温度を上げて
に−Ｓｎ系合金と裏金鋼板との接着強度を増すこノとが
できる。なおこのことは、本合金が焼鈍に匹敵する高温
下に置かれる場合にもそのまま妥当するから、軟化の防
止を通じ疲労強度の向上に寄与できることも同時に意味
している。次に実施例によつて本発明を説明する。

次表は・本発明に係る軸受の素材となる合金４〜１３、
比較のためＣｒ（５ｓｎのみを加えた合金１〜３、およ
び従来の同種合金１４〜１７迄の化学成分値を示すもの
てある。合金１から３迄は、ガス炉においてＡ１地金を
溶解し、次にＮ−Ｃｒ母合金やＡ１−Ｃｕ母合金、Ａ１
−Ｍｇ母合金を目的成分に応じて溶解し最後にＳｎおよ
びＰｂ，Ｉｎを添加したのち脱ガス処理をし、湯温７２
０℃で金型に鋳造を行なつたもので、その後圧延と焼鈍
（３５０℃）を繰り返して試料を作り、高温硬さの測定
を行なつた。

次にこの試料をさらに圧延し、その後これらの合金と裏
金鋼板とを圧接してバイメタル材とし、これを焼鈍（３
８０゜Ｃ）した後平面軸受に加工して動荷重疲労試験を
行なつた。また合金１４〜１７は、比較の便宜のために
従来の組成の合金を上記合金と同一の製造法で作製して
試料とし、同一の試験を行なつた。第１図は、上記合金
１ないし１７の高温下での硬さをヴイツカース硬度で測
定した結果を示すものである。これらのグラフから明ら
かなように、本発明に係る軸受の合金４〜１３は従来の
軸受の合金１５〜１６および比較用の合金１に比してす
べての温度領域において硬度が高く、また従来の軸受の
合金１４との比較では、合金１４の方が低温度領域にお
いて硬度の高い場合も存するが、合金１４は温度の上昇
と共に急激にその硬度が低下するのに対し、本発明の軸
受の合金４ないし１３は温度上昇に伴う硬度低下の程度
かゆるやかてあり、したがつて温度の変化に伴う軸受状
態の変化を少なくできるという効果がある。また特にＰ
ｂ，Ｉｎの他にＣｕまたはＭｇを添加した合金６，７は
、全温Ｉｉｉ召ＩＪ−・て特に硬度の高いことが認めら
れ、かつ合金１４に比して温度上昇に伴う硬度低下が少
なく特に温度２００′Ｃにおいても高い硬度を維持して
いる。これは明らかにＣｕ，Ｎ４ｇを加えたことによる
効果である。また合金組織の上からは、本発明に係る軸
受の合金４ないし１３は、裏金鋼板との接合後の焼鈍を
経ても、Ｓｎ粒子の粗大化は認められなかつた。第２図
は、本発明の軸受の合金５，７と従来の軸受の合金１５
，１６について動荷重軸受疲労試験を行なつた結果を示
す。

この試験は、軸回転数３０００ｒ．ｐ．ｍ．、軸材とし
てＳ５５Ｃ焼入れ材を使用し、一定油温の強制潤滑下に
おいて、鉄鋼材料の疲労状況を知る１０７回応力繰り返
し条件て油温を異ならせて耐疲労面圧を測定したもので
ある。このグラフから明らかなように合金５，７，１５
，１６とも温度が高い程耐疲労面圧が低下するが、本発
明に係る軸受の合金５，７は耐疲労面圧の低下の程度が
従来の軸受の合金１５，１６程大きくなく、かつ合金５
，７と合金１５，１６は低温側の耐疲労面圧での差はそ
れ程大きくないが、高温側の耐疲労面圧は合金５，７が
合金１５，１６を浚駕していることが明瞭に認められる
。なお、第２図は本発明に係る軸受の合金を代表させて
合金５，７、従来の軸受の合金を代表させて１５，１６
を挙げたものであるが、他の合金も同様の傾向を示す結
果が得られている。また次表は本発明に係る軸受の合金
５，７と従来の軸受の合金１５，１６および比較用の合
金２について焼付試験を行なつたときの焼付荷重を示す
ものである。

この実験は、軸回転数１０００ｒ′．Ｐ．ｍ．、軸材と
してＳ５５Ｃ焼入れ材を使用し、一定油温（１４０℃）
の強制潤滑下において、焼付に至る迄の荷重（静荷重）
を測定したものであつて、本発明の軸受の合金５，７は
合金１５，１６および２に比しはるかに優れた焼付荷重
を示しており、これはなじみ性を向上させる添加剤、す
なわちＰｂ，Ｉｎの効果であることが認められる。

さらに第３図は、本発明に係る軸受の合金５と従来の軸
受の合金１５、および比較用の合金２について、荷重を
増加させた場合の摩擦トルクの変化の状態を測定した結
果を示すグラフである。

この実験は、上記焼付試験の際、荷重の増加させる途中
の状況をオシログラフで測定している。このグラフによ
れば、従来の軸受の合金１５では荷重を増加させる度に
摩擦トルクはピークの発生を伴つて大きく変動しつつ増
加し、また合金２ではピークを伴う大きな変動は認めら
れず滑らかに変動しているが、荷重増加の停止時に山形
の摩擦トルク変動が生じている。これに対し本発明の軸
受の合金５ては、荷重の増加に対して極めて滑らかに追
従して摩擦トルクが増加しており、有害な摩擦トルク変
動は生じていない。これは本発明の軸受の合金がなじみ
性に優れ、かつ焼付の生じにくいことを示している。す
なわち従来の軸受の合金１５にみられる変動の大きなピ
ーク波形は、摺動面の油膜が部分的に破壊され、固体接
触が生じこれが繰り返されると全体破壊（焼付）を生じ
ることを意味しており、このような波形を生じない本発
明の軸受の合金５はなじみ性および耐焼付荷重が高い。
なお、本発明に係る軸受の合金組成において、Ｎ中には
通常の精錬技術ではどうしても避けられない不純物が含
まれていることは勿論である。

以上の通り本発明に係る軸受のアルミニウム合金は、Ｃ
ｒ添加に硬さの向上、高温硬さの低下防止、Ｓｎ粒子の
粗大化阻止効果、およびこれらを通じての耐疲労性の向
上に加え、Ｃｒとともに添加して効果のあるＰｂ，Ｉｎ
によりなじみ性の向土、耐焼付性の向上を図ることがで
き、さらにＩＣＵ，Ｍｇを加えれば高温強度がより向上
する。また裏金鋼板との圧接後の圧延焼鈍を高温度長時
間で行なえるので、両者の密着性を高めることができる
。したがつて、本発明に係る軸受は、耐焼付性が高く、
従来品に比して摩擦性能が格段と優れｊたものとなる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に係る軸受の素材となるＡ１合金と従
来の同種軸受合金等との温度変化に伴う硬度変化の様子
をプロットしたグラフ、第２図フは、同じく耐疲労面圧
の変化の様子をプロットしたグラフ、第３図は同じく荷
重を増加させた場合の摩擦トルクの変化の状態を示すグ
ラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％でスズ１０〜３０％、クロム０．１〜１．０
   ％、鉛または（および）インジウム５％以下、および残
   部がアルミニウムからなるアルミニウム合金に裏金銅板
   を圧接してなるすべり軸受。 ２ 重量％でスズ１０〜３０％、クロム０．１〜１．０
   ％、銅または（および）マグネシウム３％以下、鉛また
   は（および）インジウム５％以下、および残部がアルミ
   ニウムからなるアルミニウム合金に裏金鋼板を圧接して
   なるすべり軸受。